功能梯度多孔形状记忆合金的相变机理与力学性能分析

功能梯度多孔形状记忆合金兼备形状记忆材料和功能梯度材料的双重优越性，具有广泛的应用前景。本课题针对在热-机械力共同作用下功能梯度多孔NiTi形状记忆合金材料的复杂相变问题进行分析，揭示材料细观结构、孔隙率、温度、应力等因素对材料产生相变的影响; 结合细观力学和热动力学理论, 建立一种能准确表征功能梯度多孔NiTi形状记忆合金热学与力学等宏观性能的本构模型; 在该理论框架下系统地对具有不同孔隙梯度函数材料的热传导、变形与应力分布和吸能特性等问题进行具体分析，展示该材料与单一的致密形状记忆合金或传统功能梯度材料相比具有更加独特的优越性，进而为改进和发展材料制备工艺、以及材料力学性能的优化设计提供理论依据; 编制适用于模拟功能梯度多孔NiTi形状记忆合金相变机理和力学特性的计算程序，并通过试验测试获得试验数据与其进行比较，验证理论的正确性与有效性。 2100433B

功能梯度多孔形状记忆合金兼备形状记忆材料和功能梯度材料的双重优越性，具有广泛的应用前景。本课题针对在热-机械力共同作用下功能梯度多孔NiTi形状记忆合金材料的复杂相变问题进行分析，揭示材料细观结构、孔隙率、温度、应力等因素对材料产生相变的影响; 结合细观力学和热动力学理论, 建立一种能准确表征功能梯度多孔NiTi形状记忆合金热学与力学等宏观性能的本构模型; 在该理论框架下系统地对具有不同孔隙梯度函数材料的热传导、变形与应力分布和吸能特性等问题进行具体分析，展示该材料与单一的致密形状记忆合金或传统功能梯度材料相比具有更加独特的优越性，进而为改进和发展材料制备工艺、以及材料力学性能的优化设计提供理论依据; 编制适用于模拟功能梯度多孔NiTi形状记忆合金相变机理和力学特性的计算程序，并通过试验测试获得试验数据与其进行比较，验证理论的正确性与有效性。

ZrO₂在1150℃左右发生单斜←正方结构的马氏体相变，并伴有3%~5%的体积胀缩。当弥散在陶瓷基体中的ZrO₂粒子发生相变时，伴随相转变的体积变化受到周围基体的限制，使相变受阻导致相变点温度降低。相变温度降低的程度与ZrO₂粒子的尺寸有关，当ZrO₂粒子的尺寸小于某一个临界值D_e时，马氏体相变点可以低于常温。高温的正方ZrO2相可以保持在室温。在室温下，当含有正方结构的ZrO₂粒子的陶瓷中产生裂纹时，裂纹尖端附近由于应力集中而高于临界值时，裂纹尖端附近的正方ZrO₂粒子会因应力诱发而进行马氏体相变。由于相变需消耗大量功，因此正方ZrO₂向单斜的ZrO₂马氏体转变使裂纹尖端应力松弛，从而阻碍裂纹的进一步扩展。此外，马氏体相变的体积膨胀使周围基体受压，促使其他裂纹闭合。显然，马氏体相变的存在使裂纹扩展从纯脆性变为具有一定塑性。此外，材料系统中相变一般伴随有微裂纹的产生，微裂纹也被作为消耗能量的机理类似于相变，故材料得到韧化。这就是所谓的应力诱发相变和相变韧化，或称相变诱发韧性。当裂纹经过后，裂纹两侧产生一个宽为W的相变区，显然相变区W愈宽则增韧效果愈好。ZrO₂粒子的尺寸愈大则所需的相变诱发外力愈小，因而相变区W愈宽。

相变的类型很多，根据相变的某种属性的特征可作粗线条的分类：根据热力学函数可分为一级相变、二级相变；根据对抗涨落的稳定性分为连续相变、非连续相变；根据新相生长时的控制环节，可分为扩散控制的相变和界面控制的相变；根据新相生成时原子迁移的特点，分为有扩散相变（散漫移动式相变）、无扩散相变（行列移动式相变）等。还有，由传质控制的相变，或由传热控制的相变（凝固）等。当然，有些相变不是这样截然划分所能概括的。矿物学家和陶瓷材料科学家在传统上将相变分为重构型相变和位移型相变，前者指相变时将原有的化学键拆开重新结合成新键而构成新晶体，后者则指相变时仅涉及结合键的长度和夹角大小的改变 。2100433B

在介质中通过相变发生热转移，水到冰，水到气，或冰到水等相变过程都伴随有热转移。

热转移机理沸腾

在沸腾液体中热转移是复杂的，但对技术应用是重要的。

低温无沸腾出现，热转移率由单相机制控制。当表面温度增加，区部出现沸腾，蒸气泡成核，长大进入周围冷液体，并收缩。次冷核沸腾，这是很有效的热转移机理。高泡率时，泡间出现干涉，表面温度增加不快；温度再高，出现最大热通。温度下降的过程更不易研究。

热转移机理凝聚

蒸气遇冷，改变它的相到液体就发生凝聚。和沸腾一样，凝聚在工业中也是很重要的。在凝聚过程中，蒸气的潜热必定要放出，其量与相同压力下液体气化所吸的热相同。

凝聚有几种类型：

形成雾时，均匀凝聚

与次冷液体直接接触时凝聚

与冷璧或热交换器直接接触时的凝聚。这是工业应用最一般的模式。

当液体膜在次冷表面形成时，造成膜凝聚。

当次冷表面形成液滴时，造成液滴形式凝聚。而一般发生在液体不润湿表面时，液滴凝聚难于稳定维持；所以工业设备通常设计为膜式凝聚模式。